外文翻译：几种钼合金的硬化机理和再结晶行为

1、外 文 资 料 翻 译几种钼合金的硬化机理和再结晶行为摘 要研究表明了热轧对钼钛合金和TZM合金组织的影响（Ti质量分数0.5%、Zr质量分数0.08%）。这些合金都由粉末冶金进行生产，并在1200左右进行粗轧，使其变形度达到2.87（log）。在不降低合金延展性的情况下，其极限屈服强度也得到了提高。为了研究合金的再结晶行为，对一些样品分别在1100至1600之间退火15min至6h。合金组织可通过扫描电镜、背散射和透射电镜进行观测，使用了带有可控速率的拉伸试验和维氏硬度值表示合金的机械性能。变形期间伴随有两种合金的亚结构包括亚晶粒的形成。晶粒细化可以提高合金硬度。第二相微粒可以提升合金再结晶

2、温度，这样即使工作温度在1200左右时晶粒尺寸也能保持不变。关键词： TZM合金，再结晶， Mo，组织，电子背散射（EBSD）介绍由于熔点很高，钼和钼合金经多由粉末冶金进行生产。大多数情况下烧结出的材料试样其机械性能并不适用，因此试样在烧结后必须通过热轧制才能得到需要的强度和延展性。只有在退火后材料才能实现高度变形。再结晶通常会降低材料的强度，所以材料的再结晶温度限制了它的工作温度，但这会使材料更容易加工变形。在过去的几十年，对高温材料的需求量有所增加同时也要求材料有更高的工作温度。自上个世纪60年代，TZM已作为一种高温钼合金已得到广泛认可。与钛质量分数为0.5%的钼钛固溶合金相比，TZM合

3、金颗粒包括材料的强度更为优越。本研究的目的是获得关于影响机加工样品在热处理过程中的行为和性能组织的其他信息。TZM被认为是材料的强化微粒，本研究的目的是得出第二相微粒强化之外其他硬化机理的效果以便于建造高效率的钼合金生产线。本文意图引出关于有助于设计提升合金在热负荷使用性能的新思考。1.实验本次实验研究了两种合金。一种是知名的含有钛、锆、碳的TZM合金，另一种是被生产出用于研究溶解的钛原子对基体影响的实验合金。两种合金都是由粉末冶金生产。为了得到TZM合金，生产第一步需混合TiH、ZrH、石墨和Mo粉。对于钼钛合金使用Mo粉和TiN粉末，混合均匀后进行冷压，然后在1800左右烧结超过5h。被烧

4、结材料的主要化学成分需经过光谱等离子分析仪进行鉴定，其成分如表1所示。表1 Mo-Ti合金和TZM合金烧结后的化学成分Ti(ppm)Zr(ppm)rC(ppm)O(ppm)TZMMo-Ti459047301055012261243<5合金元素的分布可通过电子探针显微分析仪进行分析。备好的棒材通过分2步进行锻压轧制，总变形程度达到2.87（log），从这些棒材中取出一部分用于不同条件的退火实验。棒材试样直径为6mm，高7mm，在钨炉中通入H作保护气进行退火防止试样被氧化。退火时间和退火温度见表2表2 退火工艺列表（X-使用电镜背散射进行调查研究和对试样硬度进行测量，未标记的只测量试样硬度）

5、退火温度退火时间TZM11001300140014501500160015minXXXX60minXXXX120minXXXX360minXXXMo-Ti1200130014001500XXXXXX所有试样的机械性能都用维氏硬度值表示。此外样品的机加工情况通过拉伸实验进行测试，室温下拉伸应变速率为。退火试样的组织可通过扫描电镜和电子背散射进行观测，使用了带有电子背散射系统的高分辨率扫描电镜。通过扫描电镜和电子背向衍射技术研究的退火试样都是在表2中标记的，所有试样都经过了电解抛光。沿轧制方向对试样进行了垂直截面分析。从这些实验中可以得到关于试样结构、晶粒尺寸、取向差分布信息，这些信息对于确定试样

6、的恢复和再结晶的几种情况都是很有必要的。经过机加工和经1450退火的TZM合金试样的位错密度可用XRD线性分析技术检测。位错密度使用KW测算表格进行计算。选取合适的轮廓线计算位错密度的理论步骤在文献1,2中给与了描述。根据斯托克斯定律钼棒在使用前应在1500下退火6h。测量每个样品的四条顶部轮廓线以评估试样的缺陷密度。拍摄X光的顶点坐标为220，200，310，321。 TZM样品的机加工情况可用TEM进行观测，使用飞利浦仪器CM30在V电压下进行观测。退火TZM试样的再结晶部分使用EBSD记点法定向投影技术进行计算。测试数据可以用于计算TZM合金再结晶的艾弗拉姆指数和活跃能。2. 结果、讨论

7、考虑到退火1小时后合金硬度的变化，必须指出钼钛合金的硬度在13001400时会大幅降低，在1600时钼钛合金硬度会降至最低（如图1a所示）。图1 Mo-Ti合金和TZM合金的力学性能：（a）退火一小时后TZM和Mo-Ti合金的硬度（b）拉伸试验，速率为图2 机加工时压力和晶粒尺寸关系而TZM合金的硬度在14001500时才会显著降低。在经历了足够长的退火时间后，两种合金硬度值相同。但两种合金的初始硬度值和屈服强度相差很大（图1b）。再结晶后经细晶强化的TZM合金的硬度比经固溶强化的钼钛合金的硬度高一些，这点尚未被观测到。所以，我们可以得出下述结论：微粒对位错运动的阻碍并不会引起合金初始硬度和屈

8、服强度的差异。如图2所示，合金初始硬度的差异可能是由于晶粒尺寸的不同所引起。仔细的观察机加工样品的组织是十分必要的，在使用（Murakami）腐蚀液进行腐蚀后，TZM和钼钛合金的光学显微照片无法清晰地显示出晶粒，与扫描电镜相比，两种合金显现出了特有的轮廓。TZM合金的亚晶粒直径差异比钼钛合金的大，但TZM拥有更小的亚晶粒。使用电子探针显微分析技术可以发现在钼钛合金中钛均匀地溶于钼合金基体中。TZM合金中的碳形成了和Mo Ti C化物，至少有质量分数为0.4%的钛残留溶解在Mo基体中。TZM合金中的锆和氧形成了沉淀，这些氧化物的尺寸最大可达10um（见图3a）。钼钛碳颗粒直径小于1um，然而Mo

9、C的沉淀颗粒也是微米级别并且位于晶界上。图3. 加工后TZM和Mo-Ti合金在光学显微镜和扫描电镜下的图片：（a）TZM合金光学显微镜下图片（b）TZM合金扫描电镜背散射图片（c）Mo-Ti合金光学显微镜下图片（d）Mo-Ti合金扫描电镜背散射图图4. TZM合金晶粒（a）扫描电镜下MoC晶界（b）TZM合金中亚晶界处的Mo-Ti-C化合物图5. TZM合金样品加工后的位错分布图6.TZM合金在1450退火时位错密度的变化TZM合金断面亚晶粒的平均断面尺寸只有几百纳米，图5a显示了一些包含位错的亚晶粒。显微照片透射电镜的衍射图可以观察出晶粒壁和分散的位错壁，同样也可以观测到弯曲的位错线。位错线

10、密度可通过X光轮廓分析进行计算。在晶胞和亚晶粒内部机加工的TZM合金样品的位错密度为。在1450退火时TZM位错密度的变化如图6所示。在开始的15min内位错线密度降至710cm，退火6h后位错线密度降至310cm该值接近可测量的最小极限值。这表明1450下合金的回复在开始的15min内已经完成。罗斯（Agronovund Rosen）观测到在增大变形度的情况下，合金亚晶粒内部的位错密度将会降低，同时亚晶粒壁的取向差有所增加。通过透射电镜检测，卡尔德隆和科斯特通过TEM研究已经得出TZM合金的位错密度，在810cm至510cm之间（文献4）。由电子背向衍射技术定向测量可以得到晶壁取向差的信息，

11、图8a显示出TZM合金和钼钛合金中取向差的分布，二者都显示了其在11°下特有的极限，相比较钼钛合金，TZM合金有更多的2°以下的取向差，然而钼钛合金含有更多的在2°7°之间的取向差。线交汇方法被用于计算平均线断面直径。为了得出亚晶粒壁间的交汇长度，所有大于1°的取向差和所有长度大于11°的 晶壁之间的晶粒都被计算在内。如图7所示，交叉线长度的变化取决于退火的时间和温度。TZM合金中小角度晶界的间距离在1300至1400时开始增加。对于钼钛合金距离开始增加的温度还要再低大约100。这符合了两种合金的硬度开始下降的温度间隔（见图1a）。在

12、1100至1300时TZM合金的平均截面轮廓线不会增加，考虑到在1100下取向差的分布（图8d），我们可以观测到小角度晶界数量在不断增加，在6°时达到最大。在1450下随着时间的增加小角度晶界不断减少。在1500下退火120min时间内，取向差在30°60°之间频繁出现极大值。钼钛合金在1200下小角度晶界的增加数量可以观测到。与TZM相比，6°时的小角度晶界数量并未达到峰值。在1300下6h内，小角度晶界开始消失，材料发生再结晶。为了求得再结晶期间组织内部结构的变化情况，使用了EBSD定向映射的ODF功能进行计算。TZM合金的测试结果如下所示：像文献5

13、前几位专家展示的那样，体心立方材料的结构变形可通过的取向分布函数进行描述。其余的两个方向主要用于观测铁素体钢的变化。取向为，取向为文献6。最近出版的关于铁素体钢的资料也表明了这两个方向的结论文献7。在取向上TZM合金样品表现出很好的加工性能（图9）。在该取向上既有较强的定向，又有较弱的定向（表3）。轴平行于加工方向。合金最大处的密度20倍于平均密度。表3.TZM合金组织结构组成12密度（a）机加工过的样品00600（b）150090909090903555067671010454545458327246920MUD12MUD10MUD9MUD5.4MUD5.0MUD2.5MUD2.5MUD12

14、345678考虑到取向差的分布、晶粒直径以及位错密度可以得出TZM合金在1500下在6h内完成再结晶的结论。在此温度下形成的结构被认为是棒材热轧时的再结晶结构。如图10所示，时的取向分布功能反映了再结晶期间TZM合金结构成分的变化，表3列出了它的成分。再结晶后，取向没有残留。相比较机加工时，再结晶的TZM合金样品结构成分变化较小，再结晶情况下合金最大强度5倍于平均密度。从机加工到完全再结晶样品的结构变化情况是可以理解的。对于TZM合金，使用贾马尔理论计算合金艾弗拉姆指数和再结晶的活化能时有大量可靠的数据资料。以约翰、迈赫、 艾弗拉姆、库姆命名的贾马尔模型十分有名，被广泛地用于描述再结晶过程中的

15、动力学问题。再结晶时间取决于下列公式（1）。图7.TZM和Mo-Ti合金平均线截面尺寸变化：（a）TZM合金亚晶粒截面（b）TZM合金晶粒界面（c）Mo-Ti合金亚晶粒界面（d）Mo-Ti合金晶粒界面图8. Mo合金和TZM合金在不同退火阶段取向差的分布:（a）机加工后的TZM和Mo-Ti合金试样（b）1200退火后的Mo-Ti合金（c）1300退火后的Mo-Ti合金(d) 1100退火后的TZM合金(e) 1450退火后的TZM合金(f) 1500退火后的TZM合金图9. 机加工后TZM合金的定向截面： (a) u2 = 45o max = 20 MUD.(b) u1 = 90o max =

16、 20 MUD.图10. 不同退火阶段TZM合金结构变化 a) 1400， 2h, XV = 50%.；b) 1450 1h, XV = 70%. (c) 1450 2h,XV = 90%. (d) 1500 6 h, XV = 100%.X表示再结晶部分，n被称为 艾弗拉姆指数，N为形核速率，G为生长速率，系数f取决于再结晶的晶粒形状。贾马尔理论适用于随机形核且得到的持续形核速率n=4时。n由实验测出，在实验中使用了极限逼近。首先，不同时间段发生再结晶的部分可用下述公式进行计算：， 艾弗拉姆指数n代表了直线的斜率。只有使用光学显微照片和扫描电镜显微照片才能指出TZM合金的某个区域是否发生了再

17、结晶，否则很难做到。在这个实验中含量可由EDSD定向映射测出。合金结构和线取向差的因素也要被考虑在内以确定晶粒是否发生了再结晶。需要情况如下：1）相同取向区域被大角度晶界所包围（取向差>11）2）不包括取向差<11的区域（无亚晶粒）图11为用于特别显示出含量的视图。通过计算与ln（t）的比值得出艾弗拉姆指数n（图12a）。艾弗拉姆指数只适用于当TZM合金再结晶的持续形核速率n=4且未被观测到时。如果TZM合金形核速率增长过快，得到的艾弗拉姆指数就会降低。所以当再结晶开始时，我们可以认为形核已经完成文献8。这种情况称之为空间饱和，此时艾弗拉姆指数小于3。再结晶晶粒的冲击会引起n值的降

18、低，如果晶粒多向生长，n值取3，如果晶粒双向或单向生长，n会降至2或1文献8。在透视电镜显微照片中可以观测到亚晶粒的结构，该晶粒可以充当预形核核心，因此空间饱和可能存在。机加工TZM样品晶粒沿轧制方向伸长，所以他们先沿棒材轴向竖直生长。强迫生长方向可能是单向或双向。考虑到空间饱和以及晶粒的强制生长，有可能得到较小的艾弗拉姆指数。使用贾马尔公式可以计算出占体积50%的组织发生再结晶的时间。计算1/T与ln（t）线斜率的乘积便可得出TZM合金再结晶的活化能（图12b）。由于Q的误差不能被忽视，需要测出t的额外温度以得出更精确的Q值。图11 背散射（110向视图取向差，决定X取值 ）a）TZM合金在

19、1450退火15min；b）TZM合金在1450下退火60min图12.TZM合金的再结晶参数：a）TZM合金在1300、1400、1500下的Avrami指数；b）TZM合金的Arrhenius点3. 结论2种合金都会在形变时形成自己包括亚晶粒独有的基体结构。TZM合金亚晶粒平均线截面尺寸为500nm，小于Ti固溶于Mo中形成的亚晶粒（900nm），这是由于TZM合金中（亚）晶壁间第二相微粒阻碍了晶界的移动。从艾格拉和罗斯关于钼钨合金的出版物（文献11）中也能得到相似的结果。亚晶粒的结构会影响两种合金的强度，这可以通过不同退火状况下测出的试样硬度值表现。钼钛合金和TZM合金再结晶后的硬度相同

20、。如果发生了第二相微粒强化再结晶后合金的硬度和强度会有所不同。然而，第二相微粒对于亚晶粒运动的阻碍会提高合金的再结晶温度。由于TZM合金第二相微粒对亚晶粒壁的阻碍，TZM合金的再结晶温度会高于钼钛合金的再结晶温度。由于空间饱和和晶粒的协迫生长，TZM合金的艾弗拉姆指数小于2。TZM合金的再结晶活化能为Q=543±40 kJ/mol。在不久的将来通过测出额外的退火时间和退火温度将使Q的精确性进一步提高。同时也应注意到由于微粒的阻碍作用，TZM合金活化能应当高于钼和钼钛合金，也可以表现为再结晶温度的提高。由文献12可知钼的再结晶活化能为420kJ/mol。在机加工的情况下，TZM合金在1

21、10纤维结构方向上表现出很高的强度，该结构在再结晶期间的变化分为4个阶段。再结晶后合金的结构强度会降低。文献1 Klimanek P. Moeglichkeiten und Probleme der Beugungsanalyse an strukturell inhomogenen Vielkristallen. In: Beitraege zur Strukturund Gefuegeanalyse von WerkstoffenFreiberger Forschungshefte 1988, B265, Freiberg.2 Breuer D, Klimanek P, Muehle U,

22、 Martin U. Analysis of the dislocation content in a deformed Co-based superalloy by transmission electron microscopy and X-ray diffraction. Z Metallkd 1997;88: 6806.3 Rosen A, Agronov, D. The effect of subgrain structure on the creep resistance of solid solution and dispersion hardened molybdenum al

23、loys. In: Ishida Y, editor. Proceedings of the first seiken internationalsymposium on interface structure, properties and diffusion bonding 1985, Tokyo.4 Calderon HA, Kostorz G, Ullrich G. Microstructure and plasticity of two molybdenum-base alloys. Mater Sci Eng A 1993;190:18999.5 Hutchinson WB, Ryde L. On the description of misorientations and interpretation of recrystallisation textures. Scripta Mater 1996;35: 57982.6 Wassermann G. Texturen Metallischer Werkstoffe. 2nd ed. Springer Verlag; 1962.7 Sinclair CW, Robaut F, Maniguet L, Mithieux JD, Schmitt JH, Brechet Y. Recrystalliz